KR20190015539A

KR20190015539A - 강판 및 도금 강판

Info

Publication number: KR20190015539A
Application number: KR1020197000428A
Authority: KR
Inventors: 고오이치 사노; 마코토 우노; 료이치 니시야마; 유지 야마구치; 나츠코 스기우라; 마사히로 나카타
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2016-08-05
Filing date: 2017-08-04
Publication date: 2019-02-13
Also published as: BR112019001331B8; TWI629368B; KR102220940B1; JPWO2018026013A1; TW201807214A; US11649531B2; CN109477184B; BR112019001331A2; BR112019001331B1; CN113637923A; CN113637923B; JP6354916B2; EP3495527A4; EP3495527A1; WO2018026013A1; US20190309398A1; CN109477184A; MX2018016223A

Abstract

강판은, 특정한 화학 조성을 갖고, 면적률로, 페라이트: 5 내지 60％, 또한 베이나이트: 40 내지 95％로 나타내어지는 조직을 갖는다. 방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당 직경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이다. 원 상당 직경이 10㎚ 이하인 Ti(C, N) 및 Nb(C, N)의 석출물 밀도가 10¹⁰개/mm³ 이상이다. 표면으로부터 깊이 20㎛에 있어서의 경도(Hvs)와, 판 두께 중심의 경도(Hvc)의 비(Hvs/Hvc)가 0.85 이상이다.

Description

강판 및 도금 강판

본 발명은 강판 및 도금 강판에 관한 것이다.

근년, 자동차의 연비 향상을 목적으로 한 각종 부재의 경량화가 요구되고 있다. 이 요구에 대해, 그 때문에, Al 합금 등의 경금속의 적용은 특수한 용도에 한정되어 있다. 따라서, 각종 부재의 경량화를 보다 저렴하며 또한 넓은 범위에 적용하기 위해서, 강판의 고강도화에 의한 박육화가 요구되고 있다.

강판을 고강도화하면, 일반적으로 성형성(가공성) 등의 재료 특성이 열화된다. 그 때문에, 고강도 강판의 개발에 있어서, 재료 특성을 열화시키지 않고 고강도화를 도모하는 것이 중요한 과제이다.

예를 들어, 전단이나 펀칭 가공에 의해 블랭킹이나 천공이 행하여진 후, 신장 플랜지 가공이나 버링 가공을 주체로 한 프레스 성형이 실시되고, 양호한 신장 플랜지성이 요구된다.

또한, 자동차가 충돌했을 때의 충돌 에너지 흡수 능력을 높이기 위해서는, 강재의 항복 응력을 높이는 것이 유효하다. 왜냐하면, 적은 변형량으로, 효율적으로 에너지를 흡수시킬 수 있기 때문이다.

또한, 한편, 강판을 고강도화했다고 해도, 피로 특성이 크게 열화되어서는, 자동차용 강판으로서 사용할 수 없다.

또한, 섀시 부재에 사용하는 강판 등은, 빗물 등에 노출되기 쉽고, 박육화한 경우, 부식으로 인한 두께 감소가 큰 문제로 되기 때문에, 내식성도 요구된다.

상기 양호한 신장 플랜지성의 과제에 대해, 예를 들어 특허문헌 1에는, TiC의 사이즈를 제한함으로써, 연성, 신장 플랜지성, 재질 균일성이 우수한 강판을 제공할 수 있는 것이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, 산화물의 종류, 사이즈 및 개수 밀도를 규정함으로써, 신장 플랜지성과 피로 특성이 우수한 강판을 제공할 수 있는 것이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는, 페라이트상의 면적률 및 제2상과의 경도 차를 규정함으로써, 강도의 변동이 작고, 또한 연성과 구멍 확장성이 우수한 강판을 제공할 수 있는 것이 개시되어 있다.

그러나, 상기 특허문헌 1에 개시된 기술에서는, 강판의 조직에 있어서 페라이트상을 95％ 이상 확보할 필요가 있다. 그 때문에, 충분한 강도를 확보하기 위해서는, 480MPa급(TS가 480MPa 이상)으로 하는 경우라도, Ti를 0.08％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 연질의 페라이트상을 95％ 이상 갖는 강에 있어서, TiC의 석출 강화에 의해 480MPa 이상의 강도를 확보하는 경우, 연성의 저하가 문제가 된다. 또한, 특허문헌 2에 개시된 기술에서는, La나 Ce 등의 희소 금속의 첨가가 필수가 된다. 따라서, 특허문헌 2에 개시된 기술은, 모두 합금 원소의 제약이라는 과제를 갖고 있다.

또한, 상술한 바와 같이, 근년, 자동차 부재에는, 고강도 강판의 적용 요구가 높아지고 있다. 고강도 강판을 냉간으로 프레스하여 성형하는 경우, 성형 중에 신장 플랜지 성형이 되는 부위의 에지로부터의 균열이 발생하기 쉬워진다. 이것은, 블랭크 가공 시에 펀칭 단면에 도입되는 변형에 의해 에지부만 가공 경화가 진행되어 버리기 때문이라고 생각된다. 종래, 신장 플랜지성의 시험 평가 방법으로서는, 구멍 확장 시험이 이용되어 왔다. 그러나, 구멍 확장 시험에서는 둘레 방향의 변형이 거의 분포되지 않고 파단에 이르지만, 실제 부품의 가공에서는, 변형 분포가 존재하기 때문에, 파단부 주변의 변형이나 응력의 구배에 의한 파단 한계로의 영향이 존재한다. 따라서, 고강도 강판의 경우에는, 구멍 확장 시험에서는 충분한 신장 플랜지성을 나타내고 있다고 해도, 냉간 프레스를 행한 경우에는, 변형 분포에 의해 균열이 발생하는 경우가 있다.

특허문헌 1, 2에는, 광학 현미경으로 관찰되는 조직만을 규정함으로써, 구멍 확장성을 향상시키는 것이 개시되어 있다. 그러나, 변형 분포를 고려한 경우에도 충분한 신장 플랜지성을 확보할 수 있는지 여부는 불분명하다.

항복 응력을 높이는 방법으로서는, 예를 들어 (1) 가공 경화시키거나, (2) 전위 밀도가 높은 저온 변태상(베이나이트·마르텐사이트)을 주체로 한 마이크로 조직으로 하거나, (3) 고용 강화 원소를 첨가하거나, (4) 석출 강화를 하거나 하는 방법이 있다. (1) 및 (2)의 방법은, 전위 밀도가 증가되기 때문에, 가공성이 대폭 열화되어 버린다. (3)의 고용 강화를 행하는 방법에서는, 그 강화량의 절댓값에 한계가 있어, 충분하다고 할 수 있을 정도로 항복 응력을 상승시키기 곤란하다. 따라서, 높은 가공성을 얻으면서, 효율적으로 항복 응력을 상승시키기 위해서는, Nb, Ti, Mo, V 등의 원소를 첨가하고, 이들의 합금 탄질화물의 석출 강화를 행함으로써, 고항복 응력을 달성하는 것이 바람직하다.

상기 관점에서, 마이크로 얼로이 원소의 석출 강화를 이용한 고강도 강판이 실용화되고 있지만, 이 석출 강화를 이용한 고강도 강판에서, 상기의 피로 특성과 방청을 해결할 필요가 있다.

피로 특성에 관해서는, 석출 강화를 이용한 고강도 강판에서는, 강판 표층의 연화에 의해 피로 강도가 저하되는 현상이 존재한다. 열간 압연 중에 압연 롤과 직접 접촉하는 강판 표면에 있어서, 강판과 접촉한 롤의 히트 싱크 효과에 의해, 강판 표면만 온도 저하된다. 강판의 최표층이 Ar₃점을 하회하면, 마이크로 조직 및 석출물의 조대화가 일어나고, 강판 최표층이 연화된다. 이것이, 피로 강도의 열화의 주 요인이다. 일반적으로 강재의 피로 강도는, 강판 최표층이 경화되고 있을수록, 향상된다. 이 때문에, 석출 강화를 이용한 고장력 강판에서는, 높은 피로 강도를 얻기 어려운 것이 현재 상황이다. 원래, 강판의 고강도화의 목적은, 차체 중량의 경량화이기 때문에, 강판 강도를 상승시킴에도 불구하고, 피로 강도가 저하된 경우, 판 두께를 줄일 수 없다. 이 관점에서, 피로 강도비는 0.45 이상인 것이 바람직하고, 고강도 열연 강판에 있어서도, 인장 강도와 피로 강도를 밸런스 좋고, 높은 값으로 유지하는 것이 바람직하다. 또한, 피로 강도비란, 강판의 피로 강도를 인장 강도로 나눈 값이다. 일반적으로, 인장 강도의 상승에 따라, 피로 강도가 상승하는 경향이 있지만, 보다 고 강도인 재료에서는, 피로 강도비가 저하되어 간다. 이 때문에, 인장 강도가 높은 강판을 사용해도, 피로 강도가 상승하지 않고, 고강도화의 목적인 차체 중량의 경량화를 실현하지 못하는 경우가 있다.

국제 공개 제2013/161090호 공보 일본 특허 공개 제2005-256115호 공보 일본 특허 공개 제2011-140671호 공보

본 발명은 고강도이면서, 엄격한 신장 플랜지성 그리고 피로 특성과 신율에서 우수한 강판 및 도금 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

종래의 지견에 의하면, 고강도 강판에 있어서의 신장 플랜지성(구멍 확장성)의 개선은, 특허문헌 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 개재물 제어, 조직 균질화, 단일 조직화 및/또는 조직간의 경도 차의 저감 등에 의해 행해지고 있다. 다시 말해, 종래, 광학 현미경에 의해 관찰되는 조직을 제어함으로써, 신장 플랜지성의 개선이 도모되고 있다.

그러나, 광학 현미경으로 관찰되는 조직만을 제어해도, 변형 분포가 존재하는 경우의 신장 플랜지성을 향상시키는 것은 곤란하다. 그래서, 본 발명자들은, 각 결정립의 입내의 방위차에 착안하여, 예의 검토를 진행하였다. 그 결과, 결정립 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율을 20 내지 100％로 제어함으로써, 신장 플랜지성을 크게 향상시킬 수 있음을 알아냈다.

또한, 본 발명자들은, 원 상당 직경이 10㎚ 이하인 Ti(C, N) 및 Nb(C, N)의 합계 석출물 밀도가 10¹⁰개/㎜³ 이상이며, 표면으로부터 깊이 20㎛에 있어서의 경도(Hvs)와, 판 두께 중심의 경도(Hvc)의 비(Hvs/Hvc)가 0.85 이상이면, 우수한 피로 특성이 얻어지는 것을 알아내었다.

본 발명은 상술한 결정립 내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율에 관한 새로운 지견과, 경도의 비에 관한 새로운 지견에 기초하여, 본 발명자들이 예의 검토를 거듭하고, 완성에 이른 것이다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1)

질량％로,

C: 0.008 내지 0.150％,

Si: 0.01 내지 1.70％,

Mn: 0.60 내지 2.50％,

Al: 0.010 내지 0.60％,

Ti: 0 내지 0.200％,

Nb: 0 내지 0.200％,

Ti+Nb: 0.015 내지 0.200％,

Cr: 0 내지 1.0％,

B: 0 내지 0.10％,

Mo: 0 내지 1.0％,

Cu: 0 내지 2.0％,

Ni: 0 내지 2.0％,

Mg: 0 내지 0.05％,

REM: 0 내지 0.05％,

Ca: 0 내지 0.05％,

Zr: 0 내지 0.05％,

P: 0.05％ 이하,

S: 0.0200％ 이하,

N: 0.0060％ 이하이며, 또한

잔부: Fe 및 불순물,

로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,

면적률로,

페라이트: 5 내지 60％, 또한

베이나이트: 40 내지 95％,

로 나타내어지는 조직을 갖고,

방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이며,

원 상당 직경이 10㎚ 이하인 Ti(C, N) 및 Nb(C, N)의 석출물 밀도가 10¹⁰개/㎜³ 이상이며,

표면으로부터 깊이 20㎛에 있어서의 경도(Hvs)와, 판 두께 중심의 경도(Hvc)의 비(Hvs/Hvc)가, 0.85 이상인 것을 특징으로 하는 강판.

(2)

평균 전위 밀도가 1×10¹⁴m^-2 이하인 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 강판.

(3)

인장 강도가 480MPa 이상이며,

상기 인장 강도와 항복 강도의 비가 0.80 이상이며,

상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이와의 곱이 19500㎜·MPa 이상이며,

피로 강도비가 0.45 이상인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 강판.

(4)

상기 화학 성분이, 질량％로,

Cr: 0.05 내지 1.0％, 및

B: 0.0005 내지 0.10％,

으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 강판.

(5)

상기 화학 성분이, 질량％로,

Mo: 0.01 내지 1.0％,

Cu: 0.01 내지 2.0％, 및

Ni: 0.01％ 내지 2.0％,

으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 것에 기재된 강판.

(6)

상기 화학 성분이, 질량％로,

Ca: 0.0001 내지 0.05％,

Mg: 0.0001 내지 0.05％,

Zr: 0.0001 내지 0.05％, 및

REM: 0.0001 내지 0.05％,

으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 것에 기재된 강판.

(7)

(1) 내지 (6) 중 어느 것에 기재된 강판의 표면에, 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 도금 강판.

(8)

상기 도금층이 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 (7)에 기재된 도금 강판.

(9)

상기 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 (7)에 기재된 도금 강판.

본 발명에 따르면, 고강도이면서, 엄격한 연성 및 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 대한 적용이 가능하고, 또한, 피로 특성이 우수한 강판 및 도금 강판을 제공할 수 있다. 이에 의해, 충돌 특성이 우수한 강판을 실현할 수 있다.

도 1a는, 새들형 신장 플랜지 시험법으로 사용되는 새들형 성형품을 도시하는 사시도이다.
도 1b는, 새들형 신장 플랜지 시험법으로 사용되는 새들형 성형품을 도시하는 평면도이다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명한다.

「화학 조성」

우선, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 화학 조성에 대해 설명한다. 이하의 설명에서, 강판에 포함되는 각 원소의 함유량 단위인 「％」는, 특별히 정함이 없는 한 「질량％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, C: 0.008 내지 0.150％, Si: 0.01 내지 1.70％, Mn: 0.60 내지 2.50％, Al: 0.010 내지 0.60％, Ti: 0 내지 0.200％, Nb: 0 내지 0.200％, Ti+Nb: 0.015 내지 0.200％, Cr: 0 내지 1.0％, B: 0 내지 0.10％, Mo: 0 내지 1.0％, Cu: 0 내지 2.0％, Ni: 0 내지 2.0％, Mg: 0 내지 0.05％, 희토류 금속(rare earth metal: REM): 0 내지 0.05％, Ca: 0 내지 0.05％, Zr: 0 내지 0.05％, P: 0.05％ 이하, S: 0.0200％ 이하, N: 0.0060％ 이하이며, 또한 잔부: Fe 및 불순물로 나타내어지는 화학 조성을 갖는다. 불순물로서는, 광석이나 스크랩 등의 원재료에 포함되는 것, 제조 공정에 있어서 포함되는 것이 예시된다.

「C: 0.008 내지 0.150％」

C는, Nb, Ti 등과 결합하여 강판 중에서 석출물을 형성하고, 석출 강화에 의해 강의 강도 향상에 기여한다. C 함유량이 0.008％ 미만이면, 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, C 함유량은 0.008％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.018％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.150％ 초과이면, 베이나이트 중의 방위 분산이 커지기 쉽고, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, C 함유량이 0.150％ 초과이면, 신장 플랜지성에 있어서 유해한 시멘타이트가 증가되고, 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, C 함유량은 0.150％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.100％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.090％ 이하로 한다.

「Si: 0.01 내지 1.70％」

Si는, 용강의 탈산제로서 기능한다. Si 함유량이 0.01％ 미만이면, 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.03％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 1.70％ 초과이면, 신장 플랜지성이 열화되거나, 표면 흠집이 발생하거나 한다. 또한, Si 함유량이 1.70％ 초과이면, 변태점이 지나치게 올라가, 압연 온도를 높게 할 필요가 생긴다. 이 경우, 열간 압연 중의 재결정이 현저하게 촉진되고, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, Si 함유량이 1.70％ 초과이면, 강판의 표면에 도금층이 형성되어 있는 경우에 표면 흠집이 생기기 쉽다. 이 때문에, Si 함유량은 1.70％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.60％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 1.50％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 1.40％ 이하로 한다.

「Mn: 0.60 내지 2.50％」

Mn은, 고용 강화에 의해, 또는 강의 ?칭성을 향상시킴으로써, 강의 강도 향상에 기여한다. Mn 함유량이 0.60％ 미만이면, 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.60％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.70％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.80％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 2.50％ 초과이면, ?칭성이 과잉이 되고, 베이나이트 중의 방위 분산의 정도가 커진다. 이 결과, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 저하되고, 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, Mn 함유량은 2.50％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 2.30％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 2.10％ 이하로 한다.

「Al: 0.010 내지 0.60％」

Al은, 용강의 탈산제로서 유효하다. Al 함유량이 0.010％ 미만이면, 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, Al 함유량은 0.010％ 이상으로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.030％ 이상으로 한다. 한편, Al 함유량이 0.60％ 초과이면, 용접성이나 인성 등이 열화된다. 이 때문에, Al 함유량은 0.60％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하로 한다.

「Ti: 0 내지 0.200％, Nb: 0 내지 0.200％, Ti+Nb: 0.015 내지 0.200％」

Ti 및 Nb는, 탄화물(TiC, NbC)로서 강 중에 미세하게 석출하여, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시킨다. 또한, Ti 및 Nb는, 탄화물을 형성함으로써 C를 고정하여, 신장 플랜지성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제한다. 즉, Ti 및 Nb는, 어닐링 중에 TiC를 석출하여 강화시키기 위하여 중요하다. 자세한 것은 후술하겠지만, 본 실시 형태에서의 Ti 및 Nb의 활용 방법에 대해, 여기에서도 설명한다. 제조 공정에 있어서, 열연 단계(열간 압연으로부터 권취까지의 단계)에서는, 일부 Ti 및 Nb를 고용 상태로 할 필요가 있기 때문에, 열간 압연에서의 권취 온도를 Ti 석출물이나 Nb 석출물이 발생하기 어려운 620℃ 이하로 하고 있다. 그리고, 어닐링 전에 스킨패스 압연을 실시함으로써 전위를 도입하는 것이 중요하다. 이어서, 어닐링 단계에서, 도입된 전위 상에 Ti(C, N)나 Nb(C, N)가 미세하게 석출된다. 특히 전위 밀도가 높아지는 강판 표층 부근에 있어서, 그 효과(Ti(C, N)나 Nb(C, N)의 미세 석출)가 현저해진다. 이 효과에 의해, Hvs/Hvc≥0.85로 하는 것이 가능해지고, 높은 피로 특성을 달성할 수 있다. 또한, Ti 및 Nb의 석출 강화에 의해, 인장 강도와 항복 강도의 비(항복비)를 0.80 이상으로 할 수 있다. Ti 및 Nb의 합계 함유량이 0.015％ 미만이면, 이러한 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이 때문에, Ti 및 Nb의 합계 함유량은 0.015％ 이상으로 한다. Ti 및 Nb의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 이상으로 한다. Ti 및 Nb의 합계 함유량이 0.015％ 미만이면, 가공성이 열화되고, 압연 중에 균열의 빈도가 높아진다. 또한, Ti 함유량은, 바람직하게는 0.025％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.035％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.025％ 이상으로 한다. 또한,Nb 함유량은, 바람직하게는 0.025％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.035％ 이상으로 한다. 한편, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 0.200％를 초과하면, 입내의 방위차 5 내지 14°의 결정립의 비율이 부족하고, 신장 플랜지성이 크게 열화된다. 이 때문에, Ti 및 Nb의 합계 함유량은 0.200％ 이하로 한다. Ti 및 Nb의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.150％ 이하로 한다.

「P: 0.05％ 이하」

P은 불순물이다. P은, 인성, 연성, 용접성 등을 열화시키므로, P 함유량은 낮을수록 바람직하다. P 함유량이 0.05％ 초과이면, 신장 플랜지성의 열화가 현저하다. 이 때문에, P 함유량은 0.05％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.03％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.02％ 이하로 한다. P 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 과잉인 저감은 제조 비용의 관점으로부터 바람직하지 않다. 이 때문에, P 함유량은 0.005％ 이상으로 해도 된다.

「S: 0.0200％ 이하」

S는 불순물이다. S는, 열간 압연 시의 균열을 야기할 뿐만 아니라, 신장 플랜지성을 열화시키는 A계 개재물을 형성한다. 따라서, S 함유량은 낮을수록 바람직하다. S 함유량이 0.0200％ 초과이면, 신장 플랜지성의 열화가 현저하다. 이 때문에, S 함유량은 0.0200％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0150％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이하로 한다. S 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 과잉인 저감은 제조 비용의 관점으로부터 바람직하지 않다. 이 때문에, S 함유량은 0.0010％ 이상으로 해도 된다.

「N: 0.0060％ 이하」

N은 불순물이다. N은, C보다도 우선적으로, Ti 및 Nb와 석출물을 형성하고, C의 고정에 유효한 Ti 및 Nb를 감소시킨다. 따라서, N 함유량은 낮은 편이 바람직하다. N 함유량이 0.0060％ 초과이면, 신장 플랜지성의 열화가 현저하다. 이 때문에, N 함유량은 0.0060％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하로 한다. N 함유량의 하한은 특별히 정하지 않지만, 과잉인 저감은 제조 비용의 관점으로부터 바람직하지 않다. 이 때문에, N 함유량은 0.0010％ 이상으로 해도 된다.

Cr, B, Mo, Cu, Ni, Mg, REM, Ca 및 Zr은, 필수 원소가 아니고, 강판에 소정량을 한도로 적절히 함유되어 있어도 되는 임의 원소이다.

「Cr: 0 내지 1.0％」

Cr은, 강의 강도 향상에 기여한다. Cr이 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위하여, Cr 함유량은 바람직하게는 0.05％ 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량이 1.0％ 초과이면, 상기 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 이 때문에, Cr 함유량은 1.0％ 이하로 한다.

「B: 0 내지 0.10％」

B는, ?칭성을 높이고, 경질상인 저온 변태 생성상의 조직 분율을 증가시킨다. B가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위하여, B 함유량은 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, B 함유량이 0.10％ 초과이면, 상기 효과가 포화하여 경제성이 저하된다. 이 때문에, B 함유량은 0.10％ 이하로 한다.

「Mo: 0 내지 1.0％」

Mo는, ?칭성을 향상시킴과 함께 탄화물을 형성하여 강도를 높이는 효과를 갖는다. Mo가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위하여, Mo 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Mo 함유량이 1.0％ 초과이면, 연성이나 용접성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, Mo 함유량은 1.0％ 이하로 한다.

「Cu: 0 내지 2.0％」

Cu는, 강판의 강도를 높임과 함께, 내식성이나 스케일의 박리성을 향상시킨다. Cu가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위하여, Cu 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.04％ 이상으로 한다. 한편, Cu 함유량이 2.0％ 초과이면, 표면 흠집이 발생되는 경우가 있다. 이 때문에, Cu 함유량은 2.0％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.0％ 이하로 한다.

「Ni: 0 내지 2.0％」

Ni는, 강판의 강도를 높임과 함께, 인성을 향상시킨다. Ni가 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만, 이 효과를 충분히 얻기 위하여, Ni 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Ni 함유량이 2.0％ 초과이면, 연성이 저하된다. 이 때문에, Ni 함유량은 2.0％ 이하로 한다.

「Mg: 0 내지 0.05％, REM: 0 내지 0.05％, Ca: 0 내지 0.05％, Zr: 0 내지 0.05％」

Ca, Mg, Zr 및 REM은 모두 황화물이나 산화물의 형상을 제어하여 인성을 향상시킨다. Ca, Mg, Zr 및 REM이 포함되어 있지 않아도 소기의 목적은 달성되지만,이 효과를 충분히 얻기 위하여, Ca, Mg, Zr 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 함유량은 바람직하게는 0.0001％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, Ca, Mg, Zr 또는 REM 중 어느 것의 함유량이 0.05％ 초과이면, 신장 플랜지성이 열화된다. 이 때문에, Ca, Mg, Zr 및 REM의 함유량은 모두 0.05％ 이하로 한다.

「금속 조직」

다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판의 조직(금속 조직)에 대해 설명한다. 이하의 설명에 있어서, 각 조직의 비율(면적률)의 단위인 「％」는, 특별히 정함이 없는 한 「면적％」를 의미한다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 페라이트: 5 내지 60％, 또한 베이나이트: 40 내지 95％로 나타내어지는 조직을 갖는다.

「페라이트: 5 내지 60％」

페라이트의 면적률이 5％ 미만이면 강판의 연성이 열화되고, 일반적으로 자동차용 부재 등으로 요구되는 특성의 확보가 어려워진다. 이 때문에, 페라이트의 면적률은 5％ 이상으로 한다. 한편, 페라이트의 면적률이 60％ 초과이면, 신장 플랜지성이 열화되거나, 충분한 강도를 얻는 것이 곤란해지거나 한다. 이 때문에, 페라이트의 면적률은 60％ 이하로 한다. 페라이트의 면적률은, 바람직하게는 50％ 미만으로 하고, 보다 바람직하게는 40％ 미만으로 하고, 더욱 바람직하게는 30％ 미만으로 한다.

「베이나이트: 40 내지 95％」

베이나이트의 면적률이 40％ 이상인 경우, 석출 강화에 의한 강도의 증가를 기대할 수 있다. 즉, 후술하는 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 열연 강판의 권취 온도를 630℃ 이하로 하고, 강판 중에 고용 Ti나 고용 Nb를 확보하지만, 이 온도는 베이나이트 변태 온도와 근접하고 있다. 이 때문에, 강판의 마이크로 조직에는 많은 베이나이트가 포함되고, 변태와 동시에 도입되는 변태 전위가 어닐링 시의 TiC나 NbC의 핵 생성 사이트를 증가하므로, 보다 큰 석출 강화가 도모된다. 열간 압연 중의 냉각 이력에 의해, 그 면적률이 크게 변화하지만, 필요해지는 재질 특성에 따라, 베이나이트의 면적률은 조정된다. 베이나이트의 면적률은, 바람직하게는 50％ 초과로 하고, 이에 의해 또한 석출 강화에 의한 강도 증가가 커질 뿐만 아니라, 프레스 성형성이 저하되는 조대한 시멘타이트를 감소하고, 프레스 성형성도 양호하게 유지된다. 베이나이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 60％ 초과로 하고, 더욱 바람직하게는 70％ 초과로 한다. 베이나이트의 면적률은, 95％ 이하로 하고, 바람직하게는 80％ 이하로 한다.

본 실시 형태에 관한 강판의 조직은, 잔부가 조직으로서, 페라이트 및 베이나이트 이외의 금속 조직을 포함하고 있어도 된다. 페라이트 및 베이나이트 이외의 금속 조직으로서는, 예를 들어 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 펄라이트 등을 들 수 있다. 그러나, 잔부의 조직 분율(면적률)이 크면, 신장 플랜지성의 열화가 염려된다. 이 때문에, 잔부의 조직은 면적률로 합계 10％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 다시 말해, 조직 중의 페라이트와 베이나이트의 합계가, 면적률로 90％ 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 페라이트와 베이나이트의 합계가, 면적률로 100％이다.

본 실시 형태에 관한 강판의 제조 방법에서는, 열연 단계(열간 압연으로부터 권취까지의 단계)에서 강판 중의 Ti 및 Nb의 일부를 고용 상태로 해 두고, 열연 후의 스킨패스 압연에 의해 표층에 변형을 도입한다. 그리고, 어닐링 단계에서는, 도입된 변형을 핵 생성 사이트로서, 표층에 Ti(C, N)나 Nb(C, N)를 석출시킨다. 이상에 의해 피로 특성의 개선을 행하고 있다. 이 때문에, Ti 및 Nb의 석출이 진행되기 어려운 630℃ 이하로 열간 압연을 완료시키는 것이 중요하다. 즉, 열연재를 630℃ 이하의 온도로 권취하는 것이 중요하다. 열연재를 권취함으로써 얻어지는 강판의 조직(열연 단계의 조직)에 있어서, 베이나이트의 분율은, 상기의 범위 내에서, 임의로 상관없다. 특히, 제품(고강도 강판, 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판)의 신율을 높이고 싶은 경우에는, 열간 압연 중에 페라이트의 분율을 높게 해 두는 것이 유효하다.

열연 단계의 강판 조직은, 베이나이트나 마르텐사이트를 포함하기 때문에, 높은 전위 밀도를 갖는다. 그러나, 어닐링 중에 베이나이트나 마르텐사이트가 템퍼링되기 때문에, 전위 밀도가 저하된다. 어닐링 시간이 불충분하면, 전위 밀도가 높은 상태가 되어, 신율이 낮다. 이 때문에, 어닐링 후의 강판의 평균 전위 밀도는 1×10¹⁴m^-2 이하인 것이 바람직하다. 후술하는 식 (4), (5)를 만족시키는 조건에서 어닐링을 행한 경우, Ti(C, N)나 Nb(C, N)가 석출함과 함께, 전위 밀도의 감소가 진행된다. 즉, 충분히 Ti(C, N)나 Nb(C, N)의 석출이 진행한 상태에서는, 강판의 평균 전위 밀도는 감소하고 있다. 통상 전위 밀도의 감소는, 강재의 항복 응력의 저하로 이어진다. 그러나, 본 실시 형태에서는, 전위 밀도의 감소와 함께 Ti(C, N)나 Nb(C, N)가 석출되기 때문에, 높은 항복 응력이 얻어지고 있다. 본 실시 형태에서는, 전위 밀도의 측정 방법은, CAMP-ISIJ Vol. 17(2004) p396에 기재된 「X선 회절을 이용한 전위 밀도의 평가 방법」에 준하여 행하고, (110), (211), (220)의 반값폭으로부터 평균 전위 밀도를 산출한다.

마이크로 조직이, 상술한 특징을 가짐으로써, 종래 기술에 의한 석출 강화를 행한 강판에서는 달성할 수 없었던 높은 항복비와 높은 피로 강도비를 달성할 수 있다. 즉, 강판 표층 부근의 마이크로 조직이, 판 두께 중심부의 마이크로 조직과 상이하고, 페라이트 주체이며 또한 조대한 조직을 나타내고 있어도, 강판 표층 부근의 경도는, 어닐링 중의 Ti(C, N)나 Nb(C, N)의 석출에 의해, 강판 중심부와 손색 없는 경도에 도달한다. 그 결과, 피로 균열의 발생이 억제되어, 피로 강도비가 상승한다.

각 조직의 비율(면적률)은, 이하의 방법에 의해 구해진다. 먼저, 강판으로부터 채취한 시료를 나이탈로 에칭한다. 에칭 후에 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행한다. 이 화상 해석에 의해, 페라이트의 면적률, 펄라이트의 면적률 및 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계의 면적률이 얻어진다. 이어서, 레펠라 부식한 시료를 사용하여, 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행한다. 이 화상 해석에 의해, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계의 면적률이 얻어진다. 또한, 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭된 시료를 사용하고, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구한다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 면적률과 동등하므로, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 한다. 그리고, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계의 면적률로부터 잔류 오스테나이트의 면적률을 줄임으로써 마르텐사이트의 면적률이 얻어지고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계의 면적률로부터 마르텐사이트의 면적률을 줄임으로써 베이나이트의 면적률이 얻어진다. 이와 같이 하여, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 각각의 면적률을 얻을 수 있다.

「석출물 밀도」

우수한 항복비(항복 강도와 인장 강도의 비)를 얻기 위해서는, 마르텐사이트 등의 경질상에 의한 변태 강화보다도, 베이나이트의 템퍼링에 의해 석출하는 Ti(C, N)나 Nb(C, N) 등에 의한 석출 강화가 매우 중요해진다. 본 실시 형태에서는, 석출 강화에 유효한 원 상당 직경이 10㎚ 이하인 Ti(C, N) 및 Nb(C, N)의 합계 석출물 밀도가 10¹⁰개/㎜³ 이상으로 한다. 이에 의해, 0.80 이상의 항복비를 실현할 수 있다. 여기서, (긴 직경×짧은 직경)의 평방근으로 구해진 원 상당 직경이 10㎚ 초과인 석출물은, 본 발명에 있어서 얻어지는 특성에 대해 영향을 주는 것이 아니다. 그러나, 석출물 사이즈가 미세해질수록, 유효하게 Ti(C, N) 및 Nb(C, N)에 의한 석출 강화가 얻어지고, 이에 의해, 함유하는 합금 원소의 양을 저감시킬 수 있는 가능성이 있다. 이 때문에, 원 상당 직경이 10㎚ 이하인 Ti(C, N) 및 Nb(C, N)의 합계 석출물 밀도를 규정하고 있다. 석출물의 관찰은, 일본 특허 공개 제2004-317203호 공보에 기재된 방법에 따라 제작된 레플리카 시료를 투과형 전자 현미경으로 관찰함으로써 행한다. 시야는 5000배 내지 100000배의 배율로 설정하고, 3 시야 이상으로부터, 10㎚ 이하의 Ti(C, N) 및 Nb(C, N)의 개수를 카운트한다. 그리고, 전해 전후에서의 중량 변화로부터 전해 중량을 구하고, 비중 7.8ton/m³로부터 중량을 체적으로 환산한다. 그리고, 카운트한 개수를 체적에서 제함으로써, 합계 석출물 밀도를 산출한다.

「경도 분포」

본 발명자들은, 피로 특성으로 신장 및 충돌 특성을 개선하기 위해서, 마이크로 얼로이 원소에 의한 석출 강화를 활용한 고강도 강판에 있어서, 강판 표층에서의 경도와 강판 중심부의 경도의 비를 0.85 이상으로 함으로써, 피로 특성이 개선되는 것을 알아내었다. 여기서, 강판 표층의 경도란, 강판 단면에 있어서, 표면으로부터 내부에 깊이 20㎛의 위치에서의 경도를 말하며, 이것을 Hvs로 나타낸다. 또한, 강판 중심부의 경도란, 강판 단면에 있어서의 강판 표면으로부터 판 두께에1/4 내측의 위치에서의 경도를 말하며, 이것을 Hvc로 나타낸다. 이들의 비 Hvs/Hvc가 0.85 미만이면, 피로 특성이 열화되고, 한편, Hvs/Hvc가 0.85 이상이면, 피로 특성이 개선되는 것을 본 발명자들은 알아내었다. 따라서, Hvs/Hvc를 0.85 이상으로 한다.

본 실시 형태에 관한 강판에서는, 방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이다. 입내의 방위차는, 결정 방위 해석에 많이 사용되는 전자 빔 후방 산란 회절 패턴 해석(electron back scattering diffraction: EBSD)법을 사용하여 구해진다. 입내의 방위차는, 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 경계를 입계로 하고, 이 입계에 의해 둘러싸이는 영역을 결정립으로 정의한 경우의 값이다.

입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립은, 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 강판을 얻기 때문에 유효하다. 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 많게 함으로써, 원하는 강판 강도를 유지하면서, 신장 플랜지성을 향상시킬 수 있다. 입내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20％ 이상이면 원하는 강판 강도와 신장 플랜지성이 얻어진다. 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은, 높아도 상관없기 때문에, 그의 상한은 100％이다.

후술하는 바와 같이, 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형을 제어하면, 페라이트나 베이나이트의 입내에 결정 방위차가 발생된다. 이 원인을 이하와 같이 생각한다. 누적 변형을 제어함으로써, 오스테나이트 중의 전위가 증가되고, 오스테나이트 입내에 고밀도로 전위벽이 생겨, 몇개의 셀 블록이 형성된다. 이들의 셀 블록은, 상이한 결정 방위를 가진다. 이와 같이 높은 전위 밀도로, 또한 상이한 결정 방위의 셀 블록이 포함되는 오스테나이트로부터 변태함으로써, 페라이트나 베이나이트도, 동일한 입내에서도, 결정 방위차가 있으며, 또한 전위 밀도도 높아지는 것으로 생각된다. 따라서, 입내의 결정 방위차는, 그의 결정립에 포함되는 전위 밀도와 상관이 있다고 생각된다. 일반적으로, 입내의 전위 밀도의 증가는, 강도의 향상을 초래하는 한편, 가공성을 저하시킨다. 그러나, 입내의 방위차가 5 내지 14°에 제어된 결정립에서는, 가공성을 저하시키지 않고 강도를 향상시킬 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판에서는, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 20％ 이상으로 한다. 입내의 방위차가 5° 미만인 결정립은, 가공성이 우수하지만 고강도화가 곤란하다. 입내의 방위차가 14° 초과인 결정립은, 결정립 내에서 변형능이 상이하므로, 신장 플랜지성의 향상에 기여하지 않는다.

입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율은, 이하의 방법으로 측정할 수 있다. 먼저, 강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t 부)의 압연 방향 수직 단면에 대해, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻는다. 여기서 EBSD 해석은 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 이용하여, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시한다. 다음에, 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위차 15° 이상 또한 원 상당경으로 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의하고, 결정립의 입내의 평균 방위차를 계산하고, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구한다. 상기에서 정의한 결정립이나 입내의 평균 방위차는, EBSD 해석 장치에 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」를 사용하여 산출할 수 있다.

본 실시 형태에 있어서의 「입내 방위차」란, 결정립 내의 방위 분산인 「Grain Orientation Spread(GOS)」을 나타낸다. 입내 방위차의 값은 「EBSD법 및 X선 회절법에 의한 스테인리스강의 소성 변형에 있어서의 미스 오리엔테이션의 해석」, 기무라 히데히코 그 외, 일본 기계 학회 논문집(A편), 71권, 712호, 2005년, p.1722-1728에 기재되어 있는 바와 같이, 동일 결정립 내에 있어서 기준이 되는 결정 방위와 모든 측정점간의 미스 오리엔테이션의 평균값으로 구해진다. 본 실시 형태에 있어서, 기준이 되는 결정 방위는, 동일 결정립 내의 모든 측정점을 평균화한 방위이다. GOS의 값은, EBSD 해석 장치에 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표) Version 7.0.1」을 사용하여 산출할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 강판에 있어서, 페라이트나 베이나이트 등의 광학 현미경 조직으로 관찰되는 각 조직의 면적률과, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이란, 직접 관계되는 것은 아니다. 다시 말해, 예를 들어 동일한 페라이트의 면적률 및 베이나이트의 면적률을 갖는 강판이 있었다고 해도, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 동일하다고는 할 수 없다. 따라서, 페라이트의 면적률 및 베이나이트의 면적률을 제어한 것만으로는, 본 실시 형태에 관한 강판에 상당하는 특성을 얻을 수는 없다.

본 실시 형태에 있어서, 신장 플랜지성은 새들형 성형품을 사용한, 새들형 신장 플랜지 시험법으로 평가한다. 도 1a 및 도 1b는, 본 실시 형태에서의 새들형 신장 플랜지 시험법으로 사용되는 새들형 성형품을 도시하는 도면이며, 도 1a는 사시도, 도 1b는 평면도이다. 새들형 신장 플랜지 시험법에서는, 구체적으로는, 도 1a 및 도 1b에 도시한 바와 같은 직선부와 원호부를 포함하는 신장 플랜지 형상을 모의한 새들형 성형품(1)을 프레스 가공하고, 그때의 한계 성형 높이를 사용하여 신장 플랜지성을 평가한다. 본 실시 형태에서의 새들형 신장 플랜지 시험법에서는, 코너부(2)의 곡률 반경 R을 50 내지 60㎜, 코너부(2)의 개방각 θ를 120°로 한 새들형 성형품(1)을 사용하여, 코너부(2)를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 했을 때의 한계 성형 높이 H(㎜)를 측정한다. 여기서, 클리어런스란, 펀칭 다이스와 펀치의 간극과 시험편의 두께의 비를 나타낸다. 클리어런스는, 실제로는 펀칭 공구와 판 두께의 조합에 의해 결정되므로, 11％란, 10.5 내지 11.5％의 범위를 만족시키는 것을 의미한다. 한계 성형 높이 H의 판정은, 성형 후에 눈으로 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재 유무를 관찰하고, 크랙이 존재하지 않는 한계의 성형 높이로 한다.

종래, 신장 플랜지 성형성에 대응한 시험법으로서 사용되고 있는 구멍 확장 시험은, 둘레 방향의 변형이 거의 분포되지 않고 파단에 이른다. 이 때문에, 실제의 신장 플랜지 성형 시와는 파단부 주변의 변형이나 응력 구배가 상이하다. 또한, 구멍 확장 시험은, 판 두께 관통의 파단이 발생한 시점에서의 평가가 되는등, 본래의 신장 플랜지 성형을 반영한 평가가 되어 있지 않다. 한편, 본 실시 형태로 사용한 새들형 신장 플랜지 시험에서는, 변형 분포를 고려한 신장 플랜지성을 평가할 수 있기 때문에, 본래의 신장 플랜지 성형을 반영한 평가를 할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 강판에 의하면, 480MPa 이상의 인장 강도가 얻어진다. 즉, 우수한 인장 강도가 얻어진다. 인장 강도의 상한은, 특별히 한정되지 않는다. 단, 본 실시 형태에서의 성분 범위에 있어서, 실질적인 인장 강도의 상한은 1180MPa 정도이다. 인장 강도는, JIS-Z2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS-Z2241에 기재된 시험 방법에 따라 인장 시험을 행함으로써, 측정할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 강판에 의하면, 380MPa 이상의 항복 강도가 얻어진다. 즉, 우수한 항복 강도가 얻어진다. 항복 강도의 상한은, 특별히 한정되지 않는다. 단, 본 실시 형태에서의 성분 범위에 있어서, 실질적인 항복 강도의 상한은 900MPa정도이다. 항복 강도도, JIS-Z2201에 기재된 5호 시험편을 제작하고, JIS-Z2241에 기재된 시험 방법에 따라 인장 시험을 행함으로써, 측정할 수 있다.

본 실시 형태에 관한 강판에 의하면, 0.80 이상의 항복비(인장 강도와 항복 강도의 비)가 얻어진다. 즉, 우수한 항복비가 얻어진다. 항복비의 상한은, 특별히 한정되지 않는다. 단, 본 실시 형태에서의 성분 범위에 있어서, 실질적인 항복비의 상한은 0.96 정도이다.

본 실시 형태에 관한 강판에 의하면, 19500㎜·MPa 이상의 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱이 얻어진다. 즉, 우수한 신장 플랜지성이 얻어진다. 이 곱의 상한은, 특별히 한정되지 않는다. 단, 본 실시 형태에서의 성분 범위에 있어서, 실질적인 이 곱의 상한은 25000㎜·MPa 정도이다.

본 실시 형태의 강판 표면에, 도금층이 형성되어 있어도 된다. 즉, 본 발명의 다른 실시 형태로서 도금 강판을 들 수 있다. 도금층은, 예를 들어 전기 도금층, 용융 도금층 또는 합금화 용융 도금층이다. 용융 도금층 및 합금화 용융 도금층으로서는, 예를 들어 아연 및 알루미늄 중 적어도 어느 하나로 이루어지는 층을 들 수 있다. 구체적으로는, 용융 아연 도금층, 합금화 용융 아연 도금층, 용융 알루미늄 도금층, 합금화 용융 알루미늄 도금층, 용융 Zn-Al 도금층 및 합금화 용융Zn-Al 도금층 등을 들 수 있다. 특히, 도금의 용이함이나 방식성의 관점에서, 용융 아연 도금층 및 합금화 용융 아연 도금층이 바람직하다.

용융 도금 강판이나 합금화 용융 도금 강판은, 상술한 본 실시 형태에 관한 강판에 대해 용융 도금 또는 합금화 용융 도금을 실시함으로써 제조된다. 여기서, 합금화 용융 도금이란, 용융 도금을 실시하여 표면에 용융 도금층을 형성하고, 이어서, 합금화 처리를 실시하여 용융 도금층을 합금화 용융 도금층으로 하는 것을 의미한다. 용융 도금 강판이나 합금화 용융 도금 강판은, 본 실시 형태에 관한 강판을 가지며, 또한 표면에 용융 도금층이나 합금화 용융 도금층이 형성되어 있기 때문에, 본 실시 형태에 관한 강판의 작용 효과와 함께, 우수한 방청성을 달성할 수 있다. 도금을 실시하기 전에, 예비 도금으로서, Ni 등을 표면에 부착해도 된다.

본 발명의 실시 형태에 관한 도금 강판은, 강판의 표면에 도금층이 형성되어 있으므로, 우수한 방청성을 갖는다. 따라서, 예를 들어 본 실시 형태의 도금 강판을 이용하여, 자동차의 부재를 박육화한 경우에, 부재의 부식에 의해 자동차의 사용 수명이 짧아지는 것을 방지할 수 있다.

다음에, 본 발명의 실시 형태에 관한 강판을 제조하는 방법에 대해 설명한다. 이 방법에서는, 열간 압연, 제1 냉각, 제2 냉각, 제1 스킨패스 압연, 어닐링 및 제2 스킨패스 압연을 이 순서로 행한다.

「열간 압연」

열간 압연은, 조압연과 마무리 압연을 포함한다. 열간 압연에서는, 상술한 화학 성분을 갖는 슬래브(강편)를 가열하고, 조압연을 행한다. 슬래브 가열 온도는, 하기 식 (1)로 표현되는 SRTmin℃ 이상 1260℃ 이하로 한다.

SRTmin=[7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273)+10000/{4.29-log([Nb]×[C])}-273)]/2…(1)

여기서, 식 (1) 중의 [Ti], [Nb], [C]는, 질량％에 의한 Ti, Nb, C의 함유량을 나타낸다.

슬래브 가열 온도가 SRTmin℃ 미만이면, Ti 및/또는 Nb가 충분히 용체화하지 않는다. 슬래브 가열 시에 Ti 및/또는 Nb가 용체화하지 않으면, Ti 및/또는 Nb를 탄화물(TiC, NbC)로서 미세 석출시키고, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키기 곤란해진다. 또한, 슬래브 가열 온도가 SRTmin℃ 미만이면, 탄화물(TiC, NbC)의 형성에 의해 C를 고정하고, 버링성에 있어서 유해한 시멘타이트의 생성을 억제하는 것이 곤란해진다. 또한, 슬래브 가열 온도가 SRTmin℃ 미만이면, 입내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하기 쉽다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 SRTmin ℃ 이상으로 한다. 한편, 슬래브 가열 온도가 1260℃ 초과이면, 스케일 오프에 의해 수율이 저하된다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1260℃ 이하로 한다.

마무리 압연에 의해 열연 강판이 얻어진다. 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 20％ 이상으로 하기 위해서, 마무리 압연에 있어서 후단 3단(최종 3 패스)에서의 누적 변형을 0.5 내지 0.6으로 한 뒤에, 후술하는 냉각을 행한다. 이것은, 이하에 나타내는 이유에 의한다. 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립은, 비교적 저온에서 파라 평형 상태로 변태함으로써 생성된다. 이 때문에, 열간 압연에 있어서 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도를 어느 범위로 한정함과 함께, 그 후의 냉각 속도를 어느 범위로 한정함으로써, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 생성을 제어할 수 있다.

즉, 마무리 압연의 후단 3단에서의 누적 변형 및 그 후의 냉각을 제어함으로써, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 핵 생성 빈도 및 그의 후의 성장 속도를 제어할 수 있다. 그 결과, 냉각 후에 얻어지는 강판에 있어서의 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 면적률을 제어할 수 있다. 보다 구체적으로는, 마무리 압연에 의해 도입되는 오스테나이트의 전위 밀도가 주로 핵 생성 빈도에 관련되고, 압연 후의 냉각 속도가 주로 성장 속도에 관련된다.

마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형이 0.5 미만이면, 도입되는 오스테나이트의 전위 밀도가 충분하지 않고, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 20％ 미만이 된다. 이 때문에, 후단 3단의 누적 변형은 0.5 이상으로 한다. 한편, 마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형이 0.6을 초과하면, 열간 압연 중에 오스테나이트의 재결정이 일어나고, 변태 시의 축적 전위 밀도가 저하된다. 이 결과, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 20％ 미만이 된다. 이 때문에, 후단 3단의 누적 변형은 0.6 이하로 한다.

마무리 압연의 후단 3단의 누적 변형(εeff.)은, 이하의 식 (2)에 의해 구해진다.

εeff.=Σεi(t, T)…(2)

여기서,

εi(t, T)=εi0/exp {(t/τR)^2/3},

τR=τ0·exp(Q/RT),

τ0=8.46×10^-9,

Q=183200J,

R=8.314J/K·mol이며,

εi0은 압하 시의 대수 변형을 나타내고, t는 당해 패스에서의 냉각 직전까지의 누적 시간을 나타내고, T는 당해 패스에서의 압연 온도를 나타낸다.

압연 종료 온도를 Ar₃℃ 미만으로 하면, 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도가 지나치게 높아지고, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립을 20％ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 마무리 압연의 종료 온도는 Ar₃℃ 이상으로 한다.

마무리 압연은, 복수의 압연기를 직선적으로 배치하고, 한 방향으로 연속 압연하여 소정의 두께를 얻는 탠덤 압연기를 사용하여 행하는 것이 바람직하다. 또한, 탠덤 압연기를 사용하여 마무리 압연을 행하는 경우, 압연기와 압연기 사이에서 냉각(스탠드간 냉각)을 행하고, 마무리 압연 중의 강판 온도가 Ar₃℃ 이상 내지 Ar₃+150℃ 이하의 범위가 되도록 제어한다. 마무리 압연 시의 강판의 최고 온도가 Ar₃+150 ℃를 초과하면, 입경이 지나치게 커지기 때문에 인성이 열화되는 것이 염려된다.

상기와 같은 조건의 열간 압연을 행함으로써, 변태 전의 오스테나이트의 전위 밀도 범위를 한정하고, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립을 원하는 비율로 얻을 수 있다.

Ar₃은, 강판의 화학 성분에 기초하여, 압하에 의한 변태점에 대한 영향을 고려한 하기 식 (3)으로 산출한다.

Ar₃=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+ [Mo]+ [Cu])-46×([Cr]+ [Ni])…(3)

여기서, [C], [Si], [P], [Al], [Mn], [Mo], [Cu], [Cr], [Ni]는, 각각 C, Si, P, Al, Mn, Mo, Cu, Cr, Ni의 질량％에 의한 함유량을 나타낸다. 함유되어 있지 않은 원소에 대해서는, 0％로 계산한다.

「제1 냉각, 제2 냉각」

이 제조 방법에서는, 마무리 압연의 완료 후, 열연 강판의 제1 냉각 및 제2의 냉각을 이 순서로 행한다. 제1 냉각에서는, 10℃/s 이상의 냉각 속도에서 600 내지 750℃의 제1 온도 영역까지 열연 강판을 냉각한다. 제2 냉각에서는, 30℃/s이상의 냉각 속도에서 450 내지 630℃의 제2 온도 영역까지 열연 강판을 냉각한다. 제1 냉각과 제2 냉각 사이에는, 제1 온도 영역에 열연 강판을 0초 초과 10초 이하 유지한다.

제1 냉각의 냉각 속도가 10℃/s 미만이면 입내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 600℃ 미만이면 면적률로5％ 이상의 페라이트를 얻는 것이 곤란해짐과 함께, 입내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 또한, 제1 냉각의 냉각 정지 온도가 750℃ 초과이면, 면적률로 40％ 이상의 베이나이트를 얻는 것이 곤란해짐과 함께, 입내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 높은 베이나이트 분율을 얻는다는 관점에서, 제1 냉각의 냉각 정지 온도는, 750℃ 이하로 하고, 바람직하게는 740℃ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 730℃ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 720℃ 이하로 한다.

600 내지 750℃에서의 유지 시간이 10초를 초과하면, 버링성에 유해한 시멘타이트가 생성되기 쉬워진다. 또한, 600 내지 750℃에서의 유지 시간이 10초를 초과하면, 면적률로 40％ 이상의 베이나이트를 얻는 것이 곤란하게 되는 경우가 많고， 또한 입내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 높은 베이나이트 분율을 얻는다는 관점에서, 유지 시간은, 10.0초 이하로 하고, 바람직하게는 9.5초 이하로 하고, 보다 바람직하게는 9.0초 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 8.5초 이하로 한다. 600 내지 750℃에서의 유지 시간이 0초이면, 페라이트를 면적률로 5％ 이상 얻는 것이 곤란해짐과 함께, 입내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다.

제2 냉각의 냉각 속도가 30℃/s 미만이면 버링성에 유해한 시멘타이트가 생성되기 쉬워짐과 함께, 입내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 제2 냉각의 냉각 정지 온도가 450℃ 미만이면 면적률로 5％ 이상의 페라이트를 얻는 것이 곤란해짐과 함께, 입내의 결정 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하다. 한편, 제2 냉각의 냉각 정지 온도가 630℃ 초과이면, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 부족하거나, 면적률로 40％ 이상의 베이나이트를 얻는 것이 곤란해지거나 하는 경우가 많다. 높은 베이나이트 분율을 얻는다는 관점에서, 제2 냉각의 냉각 정지 온도는, 630℃ 이하로 하고, 바람직하게는 610℃ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 590℃ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 570℃ 이하로 한다.

제1 냉각 및 제2 냉각에 있어서의 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정하지 않지만, 냉각 설비의 설비 능력을 고려해서 200℃/s 이하로 해도 된다.

제2 냉각 후에 열연 강판을 권취한다. 권취 온도를 630℃ 이하로 함으로써, 강판의 단계(열간 압연으로부터 권취까지의 단계)에서의 합금 탄질화물의 석출을 억제한다.

이상과 같이, 열연의 가열로부터, 냉각 이력이나, 또한 권취 온도를 고도로 제어함으로써, 원하는 열연 원판을 달성할 수 있다.

이 열연 원판은, 면적률로, 5 내지 60％의 페라이트 및 40 내지 95％의 베이나이트를 포함하는 조직을 갖고, 방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이다.

이 제조 방법에서는, 열간 압연의 조건을 제어함으로써, 오스테나이트에 가공 전위를 도입한다. 그런 다음에, 냉각 조건을 제어함으로써 도입된 가공 전위를 적절하게 남기는 것이 중요하다. 즉, 즉, 열간 압연의 조건 또는 냉각의 조건을 단독으로 제어했다고 해도, 원하는 열연 원판을 얻을 수 없고, 열간 압연 및 냉각의 조건의 양쪽을 적절하게 제어하는 것이 중요하다. 상기 이외의 조건에 대해서는, 예를 들어 제2 냉각 후에 공지된 방법으로 권취하는 등, 공지된 방법을 이용하면 되고, 특별히 한정하지 않는다.

「제1 스킨패스 압연」

제1 스킨패스 압연에서는, 열연 강판을 산세하고, 산세 후의 강판에 대해 0.1 내지 5.0％의 신율로 스킨패스 압연을 실시한다. 강판에 스킨패스 압연을 실시함으로써, 강판 표면에 변형을 부여할 수 있다. 후속 공정의 어닐링 중에, 이 변형을 통해 전위 상에 합금 탄질화물이 핵 생성되기 쉬워져, 표층이 경화된다. 스킨패스 압연의 신율이 0.1％ 미만인 경우, 충분한 변형을 부여할 수 없고, 표층 경도 Hvs가 상승하지 않는다. 한편, 스킨패스 압연의 신율이 5.0％를 초과하는 경우, 표층뿐만 아니라 강판 중앙부에서도 변형이 부여되어, 강판의 가공성이 저하된다. 통상의 강판이면, 그 후의 어닐링에 의해 페라이트가 재결정하고, 신율이나 구멍 확장성이 개선한다. 그러나, 본 실시 형태에서의 화학 조성을 가지며, 또한630℃ 이하로 권취가 행하여진 열연 강판 중에는, Ti, Nb, Mo, V가 고용되어 있고, 이들이 어닐링에 의한 페라이트 재결정을 현저하게 지연시켜, 어닐링 후의 신율과 구멍 확장성이 개선되지 않는다. 이 때문에, 스킨패스 압연의 신율은 5.0％ 이하로 한다. 이 스킨패스 압연의 신율에 따라 변형이 부여되어, 피로 특성의 개선 관점에서는, 강판 표층의 변형량에 따라 어닐링 중의 강판 표층 부근에서의 석출 강화가 진행된다. 이 때문에, 신율은 0.4％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판의 가공성 관점에서는, 강판 내부에의 변형의 부여에 의한 가공성의 열화를 방지하기 위해서, 신율은 2.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 스킨패스 압연의 신율이 0.1 내지 5.0％인 경우, Hvs/Hvc가 개선되고, 0.85 이상이 되는 것을 알 수 있다. 또한, 스킨패스 압연을 행하지 않는 경우(스킨패스 압연의 신율이 0％) 또는 스킨패스 압연의 신율이 5.0％ 초과를 초과하는 경우, Hvs/Hvc <0.85가 되는 것을 알 수 있다.

제1 스킨패스 압연의 신율이 0.1 내지 5.0％인 경우, 우수한 신율이 얻어진다. 또한, 제1 스킨패스 압연의 신율이 5.0％를 초과하는 경우, 신율이 저하되고, 프레스 성형성이 저하된다. 제1 스킨패스 압연의 신율이 0％ 또는 5％를 초과하는 경우, 피로 강도비가 저하된다.

제1 스킨패스 압연의 신율이 0.1 내지 5.0％인 경우, 인장 강도가 거의 동일하면, 거의 동일한 신율과 피로 강도비가 얻어지는 것을 알 수 있다. 제1 스킨패스 압연의 신율이 5％를 초과하는 경우(고 스킨 패스 영역), 인장 강도가 490MPa 이상에서도, 신율이 낮고, 또한 피로 강도비도 낮은 것을 알 수 있다.

「어닐링」

제1 스킨패스 압연을 실시한 후에, 강판을 어닐링한다. 또한, 형상 교정을 목적으로 레벨러 등을 사용해도 상관없다. 어닐링을 행하는 목적은, 경질상의 템퍼링을 행하지 않고, 강판 중에 고용하고 있던 Ti, Nb, Mo, V를 합금 탄질화물로서 석출시키는 것이다. 따라서, 어닐링 공정에서의 최고 가열 온도(Tmax) 및 유지 시간의 제어가 중요해진다. 최고 가열 온도 및 유지 시간을 소정의 범위 내에 제어함으로써, 인장 강도와 항복 응력을 높일 뿐만 아니라, 표층 경도를 향상시켜, 피로 특성과 충돌 특성의 개선을 행한다. 어닐링 중의 온도와 유지 시간이 적합하지 않으면, 탄질화물이 석출되지 않거나, 혹은 석출 탄질화물의 조대화가 일어나기 때문에, 최고 가열 온도 및 유지 시간을 이하와 같이 한정한다.

어닐링 중의 최고 가열 온도는 600 내지 750℃의 범위 내로 설정한다. 최고 가열 온도가 600℃ 미만이면, 합금 탄질화물의 석출에 요하는 시간이 매우 길어지고, 연속 어닐링 설비에 있어서 제조하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 최고 가열 온도는 600℃ 이상으로 한다. 또한, 최고 가열 온도가 750℃ 초과이면, 합금 탄질화물의 조대화가 일어나고, 석출 강화에 의한 강도 증가가 충분히는 얻어지지 않는다. 또한, 최고 가열 온도가 Ac1점 이상인 경우, 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역이 되고, 석출 강화에 의한 강도 증가가 충분히 얻어지지 않게 된다. 이 때문에, 최고 가열 온도는 750℃ 이하로 한다. 상기한 바와 같이 이 어닐링의 주목적은, 경질상의 템퍼링을 행하지 않고, 강판 중에 고용하고 있던 Ti나 Nb를 석출시키는 것에 있다. 이때, 최종적인 강도는, 강재의 합금 성분이나 강판의 마이크로 조직 중의 각 상의 분율에 의해 결정되지만, 표층 경화에 의한 피로 특성의 개선과 항복비의 향상은, 강재의 합금 성분이나 강판의 마이크로 조직 중의 각 상의 분율에 하등 영향받는 것은 아니다.

본 발명자들은, 예의 실험을 행한 결과, 어닐링 중의 600℃ 이상에서는 유지 시간(t)이, 어닐링 중의 최고 가열 온도(Tmax)에 대해 이하의 식 (4), (5)의 관계를 만족시킴으로써, 높은 항복 응력과 0.85 이상의 Hvs/Hvc를 만족시킬 수 있음을 알아냈다.

530-0.7×Tmax ≤ t ≤3600-3.9×Tmax…(4)

t>0…(5)

최고 가열 온도가 600 내지 750℃의 범위 내인 경우, Hvs/Hvc가 0.85 이상이 된다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 모두 600℃ 이상에서의 유지 시간(t)이 식 (4), (5)의 범위를 만족시키는 조건으로 제조되어 있다. 본 실시 형태에 관한 강판은, 유지 시간(t)이 식 (4), (5)의 범위를 만족시키는 경우, Hvs/Hvc가 0.85 이상이 된다. 본 실시 형태에 관한 강판은, Hvs/Hvc가 0.85 이상인 경우, 피로 강도비가 0.45 이상이 된다. 최고 가열 온도가 600 내지 750℃의 범위 내인 경우, 석출 강화에 의해 표층이 경화되고, Hvs/Hvc가 0.85 이상이 된다. 최고 가열 온도 및 600℃ 이상에서의 유지 시간을 상기의 범위 내로 설정함으로써, 강판 중심부의 경도에 비하여, 표층이 충분히 경화한다. 이에 의해, 본 실시 형태에 관한 강판은 피로 강도비가 0.45 이상이 된다. 이것은, 표층의 경화에 의해, 피로 균열의 발생을 늦출 수 있기 때문이며, 표층 경도가 높을수록, 그 효과는 커진다.

「제2 스킨패스 압연」

어닐링 후에는, 강판에 대해 제2 스킨패스 압연을 실시한다. 이에 의해, 피로 특성을 더욱 개선할 수 있다. 제2 스킨패스 압연에서는, 신율을 0.2 내지 2.0％로 하고, 바람직하게는 0.5 내지 1.0％로 한다. 신율이 0.2％ 미만이면, 충분한 표면 조도의 개선과 표층만의 가공 경화가 얻어지지 않고, 피로 특성이 충분히 개선되지 않는 경우가 있다. 이 때문에, 제2 스킨패스 압연의 신율은 0.2％ 이상으로 한다. 한편, 신율이 2.0％를 초과하면, 강판이 너무 가공 경화되어, 프레스 성형성이 저하되는 경우가 있다. 이 때문에, 제2 스킨패스 압연의 신율은 2.0％ 이하로 한다.

이와 같이 하여 본 실시 형태에 관한 강판을 얻을 수 있다. 즉, 합금 원소를 포함하는 성분 조성과 제조 조건을 상세하게 제어함으로써, 종래에는 달성할 수 없었던 우수한 성형성, 피로 특성 및 충돌 안전성을 가지며, 또한 인장 강도가 480MPa 이상인 고강도 강판을 제조할 수 있다.

또한, 상기 실시 형태는, 모두 본 발명을 실시하는 데 있어서 구체화의 예를 나타낸 것에 지나지 않으며, 이들에 의해 본 발명의 기술적 범위가 한정적으로 해석되어서는 안되는 것이다. 즉, 본 발명은 그의 기술 사상, 또는 그의 주요한 특징으로부터 일탈하는 일 없이, 다양한 형태로 실시할 수 있다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1 및 표 2에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하고, 얻어진 강편을 표 3 및 표 4에 나타내는 가열 온도로 가열하여 조압연을 행하고, 계속해서, 표 3 및 표 4에 나타내는 조건으로 마무리 압연을 행했다. 마무리 압연 후의 열연 강판의 판 두께는, 2.2 내지 3.4㎜였다. 표 2 중의 공란은, 분석값이 검출 한계 미만이었던 것을 의미한다. 표 1 및 표 2 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명이 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타내며, 표 4 중의 밑줄은, 본 발명의 강판 제조에 적합한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

Ar₃(℃)은 표 1 및 표 2에 나타낸 성분에 의해 식 (3)을 사용하여 구했다.

Ar₃=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+ [Ni])…(3)

마무리 3단의 누적 변형은 식 (2)에 의해 구했다.

εeff.=Σεi(t, T)…(2)

여기서,

εi(t, T)=εi0/exp {(t/τR)^2/3},

τR=τ0·exp(Q/RT),

τ0=8.46×10^-9,

Q=183200J,

R=8.314J/K·mol이며,

εi0은 압하 시의 대수 변형을 나타내고, t는 당해 패스에서의 냉각 직전까지의 누적 시간을 나타내며, T는 당해 패스에서의 압연 온도를 나타낸다.

이어서, 표 5 및 표 6에 나타내는 조건으로 열연 강판의 제1 냉각, 제1 온도 영역에서의 유지, 제2 냉각, 제1 스킨패스 압연, 어닐링 및 제2 스킨패스 압연을 행하고, 시험 No.1 내지 46의 열연 강판을 얻었다. 어닐링의 승온 속도를 5℃/s로 하여 최고 가열 온도에서의 냉각 속도를 5℃/s로 했다. 또한, 몇 가지 실험예에 대해서는, 어닐링에 계속하여, 용융 아연 도금 및 합금화 처리를 행하고, 용융 아연 도금 강판(GI라고 기재)과 합금화 용융 아연 도금 강판(GA라고 기재)을 제조했다. 또한, 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우, 제2 스킨 패스는, 용융 아연 도금 후에 행하고, 합금 용융 아연 도금 강판을 제조하는 경우, 제2 스킨 패스는, 합금화 처리 후에 행했다. 표 6 중의 밑줄은, 본 발명의 강판 제조에 적합한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

그리고, 각 강판에 대해, 이하에 나타내는 방법에 의해, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트의 조직 분율(면적률), 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율, 석출물 밀도 및 전위 밀도를 구했다. 그 결과를 표 7 및 표 8에 나타낸다. 마르텐사이트 및 /또한 펄라이트가 포함되는 경우, 표 중의 「잔부 조직」의 란에 기재했다. 표 8 중의 밑줄은, 그 수치가 본 발명의 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

「페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트의 조직 분율(면적률)」

먼저, 강판으로부터 채취한 시료를 나이탈로 에칭했다. 에칭 후에 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행했다. 이 화상 해석에 의해, 페라이트의 면적률, 펄라이트의 면적률 및 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계의 면적률을 얻었다. 이어서, 레펠라 부식한 시료를 사용하고, 광학 현미경을 사용하여 판 두께의 1/4 깊이의 위치에 있어서 300㎛×300㎛의 시야에서 얻어진 조직 사진에 대해, 화상 해석을 행했다. 이 화상 해석에 의해, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계의 면적률을 얻었다. 또한, 압연면 법선 방향으로부터 판 두께의 1/4 깊이까지 면삭된 시료를 사용하여, X선 회절 측정에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구했다. 잔류 오스테나이트의 체적률은, 면적률과 동등하므로, 이것을 잔류 오스테나이트의 면적률로 했다. 그리고, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 합계의 면적률로부터 잔류 오스테나이트의 면적률을 줄임으로써 마르텐사이트의 면적률을 얻고, 베이나이트 및 마르텐사이트의 합계의 면적률로부터 마르텐사이트의 면적률을 줄임으로써 베이나이트의 면적률을 얻었다. 이와 같이 하여, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 펄라이트의 각각의 면적률을 얻었다.

「입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율」

강판 표면으로부터 판 두께 t의 1/4 깊이 위치(1/4t 부)의 압연 방향 수직 단면에 대해, 압연 방향으로 200㎛, 압연면 법선 방향으로 100㎛의 영역을 0.2㎛의 측정 간격으로 EBSD 해석하여 결정 방위 정보를 얻었다. 여기서, EBSD 해석은, 서멀 전계 방사형 주사 전자 현미경(JEOL제 JSM-7001F)과 EBSD 검출기(TSL제 HIKARI 검출기)로 구성된 장치를 이용하여, 200 내지 300점/초의 해석 속도로 실시했다. 이어서, 얻어진 결정 방위 정보에 대해, 방위차 15° 이상이면서 또한 원 상당경으로 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의하고, 결정립의 입내의 평균 방위차를 계산하고, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율을 구했다. 상기에서 정의한 결정립이나 입내의 평균 방위차는, EBSD 해석 장치에 부속의 소프트웨어 「OIM Analysis(등록상표)」를 사용하여 산출했다.

「석출물 밀도」

일본 특허 공개 제2004-317203호 공보에 기재된 방법에 따라 제작된 레플리카 시료를 투과형 전자 현미경으로 관찰함으로써, 석출물을 관찰했다. 시야는 5000배 내지 100000배의 배율로 설정하고, 3 시야 이상으로부터, 10㎚ 이하의 Ti(C, N) 및 Nb(C, N)의 개수를 카운트했다. 그리고, 전해 전후에서의 중량 변화로부터 전해 중량을 구하고, 비중 7.8ton/m³로부터 중량을 체적으로 환산하고, 카운트한 개수를 체적으로 나눔으로써, 합계 석출물 밀도를 산출했다.

「전위 밀도」

CAMP-ISIJ Vol.17(2004) p396에 기재된 「X선 회절을 이용한 전위 밀도의 평가 방법」에 준하여 전위 밀도를 측정하고, (110), (211), (220)의 반값폭으로부터 평균 전위 밀도를 산출했다.

이어서, 인장 시험에 있어서, 항복 강도와 인장 강도를 구하고, 새들형 신장 플랜지 시험에 의해, 한계 성형 높이를 구했다. 또한, 인장 강도(MPa)와 한계 성형 높이(㎜)의 곱을 신장 플랜지성의 지표로 하여 평가를 행하고, 곱이 19500㎜·MPa 이상인 경우에, 신장 플랜지성이 우수하다고 판단했다.

인장 시험은, JIS5호 인장 시험편을 압연 방향에 대해 직각 방향으로부터 채취하고, 이 시험편을 사용하여, JISZ2241에 준하여 시험을 행했다. 인장 강도의 강도 레벨에 따른 신율의 합격 범위를 하기의 식 (6)에 의해 정하고, 신율(EL)을 평가했다. 구체적으로는, 신율의 합격 범위는, 인장 강도와의 밸런스를 고려하여 하기의 식 (6)의 우변의 값 이상의 범위로 했다.

신율[％]≥30-0.02×인장 강도 [MPa]…(6)

또한, 새들형 신장 플랜지 시험은, 코너부의 곡률 반경 R을 60㎜, 코너부의 개방각θ를 120°로 한 새들형 성형품을 사용하여, 코너부를 펀칭할 때의 클리어런스를 11％로 하여 행했다. 또한, 한계 성형 높이는, 성형 후에 눈으로 판 두께의 1/3 이상의 길이를 갖는 크랙의 존재 유무를 관찰하고, 크랙이 존재하지 않는 한계의 성형 높이로 했다.

경도의 평가에 관한 것으로, 가부시키가이샤 아카시 세이사쿠쇼제 MVK-E 마이크로 비커스 경도계를 사용하여, 강판의 단면 경도를 측정했다. 강판 표층의 경도(Hvs)로서, 표면으로부터 내부에 깊이 20㎛의 위치의 경도를 측정했다. 또한, 강판 중심부의 경도(Hvc)로서, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/4 내측의 위치에서의 경도를 측정했다. 각각의 위치에서, 경도 측정을 3회 행하고, 측정값의 평균값을 경도(Hvs, Hvc)로 했다(n=3의 평균값). 또한, 부하 하중을 50gf로 설정했다.

피로 강도는, JIS-Z2275에 준거하여, 솅크식 평면 굽힘 피로 시험기를 사용하여 측정했다. 측정 시의 응력 부하는, 양진동으로 시험의 속도를 30Hz로서 설정했다. 또한, 상기 조건에 따라, 솅크식 평면 굽힘 피로시험기에 의해, 107 사이클에서의 피로 강도를 측정했다. 그리고, 107 사이클에서의 피로 강도를, 상술한 인장 시험에 의해 측정된 인장 강도로 나누어 피로 강도비를 산출했다. 피로 강도비는, 0.45 이상을 합격으로 했다.

이들 결과를 표 9 및 표 10에 나타낸다. 표 10 중의 밑줄은, 그 수치의 바람직한 범위로부터 벗어나 있는 것을 나타낸다.

본 발명예(시험 No.1 내지 21)에서는, 480MPa 이상의 인장 강도, 0.80 이상의 항복비(인장 강도와 항복 강도의 비), 19500㎜·MPa 이상의 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이의 곱 및 0.45 이상의 피로 강도비가 얻어졌다.

시험 No.22 내지 27은, 화학 성분이 본 발명의 범위 외인 비교예이다. 시험 No.22 내지 24는, 신장 플랜지성의 지표가 목표값을 만족시키지 않았다. 시험 No.25는, Ti 및 Nb의 합계 함유량 및 C 함유량이 적기 때문에, 신장 플랜지성의 지표 및 인장 강도가 목표값을 만족하지 않았다. 시험 No.26은, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 많기 때문에, 가공성이 열화되고, 압연 중에 균열이 발생했다. 시험 No.27은, Ti 및 Nb의 합계 함유량이 많기 때문에, 신장 플랜지성의 지표가 목표값을 만족시키지 않았다.

시험 No.28 내지 46은, 제조 조건이 바람직한 범위로부터 벗어난 결과, 광학 현미경으로 관찰되는 조직, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율, 석출물 밀도, 경도비 중 어느 하나 또는 복수가 본 발명의 범위를 만족시키지 않은 비교예이다. 시험 No.28 내지 40은, 입내의 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 비율이 적기 때문에, 신장 플랜지성의 지표나 피로 강도비가 목표값을 만족하지 않았다. 시험 No.41, 43 내지 46은, 석출물 밀도가 적거나, 경도비가 낮거나 하기 때문에, 피로 강도비가 목표값을 만족시키지 않았다.

본 발명에 따르면, 고강도이면서 엄격한 신장 플랜지성이 요구되는 부재에 대한 적용이 가능한 신장 플랜지성 및 피로 특성이 우수한 고강도의 강판을 제공할 수 있다. 이들의 강판은, 자동차의 연비 향상 등에 기여하기 때문에, 산업상 이용가능성이 높다.

Claims

질량％로,
C: 0.008 내지 0.150％,
Si: 0.01 내지 1.70％,
Mn: 0.60 내지 2.50％,
Al: 0.010 내지 0.60％,
Ti: 0 내지 0.200％,
Nb: 0 내지 0.200％,
Ti+Nb: 0.015 내지 0.200％,
Cr: 0 내지 1.0％,
B: 0 내지 0.10％,
Mo: 0 내지 1.0％,
Cu: 0 내지 2.0％,
Ni: 0 내지 2.0％,
Mg: 0 내지 0.05％,
REM: 0 내지 0.05％,
Ca: 0 내지 0.05％,
Zr: 0 내지 0.05％,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
N: 0.0060％ 이하, 또한
잔부: Fe 및 불순물,
로 나타내어지는 화학 조성을 갖고,
면적률로,
페라이트: 5 내지 60％, 또한
베이나이트: 40 내지 95％,
로 나타내어지는 조직을 갖고,
방위차가 15° 이상인 입계에 의해 둘러싸이고, 또한 원 상당경이 0.3㎛ 이상인 영역을 결정립으로 정의한 경우에, 입내 방위차가 5 내지 14°인 결정립의 전체 결정립에 차지하는 비율이 면적률로 20 내지 100％이며,
원 상당 직경이 10㎚ 이하인 Ti(C, N) 및 Nb(C, N)의 석출물 밀도가 10¹⁰개/㎜³ 이상이며,
표면으로부터 깊이 20㎛에 있어서의 경도(Hvs)와, 판 두께 중심의 경도(Hvc)의 비(Hvs/Hvc)가, 0.85 이상인 것을 특징으로 하는 강판.
제1항에 있어서, 평균 전위 밀도가 1×10¹⁴m^-2 이하인 것을 특징으로 하는 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 인장 강도가 480MPa 이상이며,
상기 인장 강도와 항복 강도의 비가 0.80 이상이며,
상기 인장 강도와 새들형 신장 플랜지 시험에 있어서의 한계 성형 높이와의 곱이 19500㎜·MPa 이상이며,
피로 강도비가 0.45 이상인 것을 특징으로 하는 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 성분이, 질량％로,
Cr: 0.05 내지 1.0％, 및
B: 0.0005 내지 0.10％,
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 성분이, 질량％로,
Mo: 0.01 내지 1.0％,
Cu: 0.01 내지 2.0％, 및
Ni: 0.01％ 내지 2.0％,
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 화학 성분이, 질량％로,
Ca: 0.0001 내지 0.05％,
Mg: 0.0001 내지 0.05％,
Zr: 0.0001 내지 0.05％, 및
REM: 0.0001 내지 0.05％,
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강판.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 강판의 표면에, 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 도금 강판.
제7항에 있어서, 상기 도금층이 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 도금 강판.
제7항에 있어서, 상기 도금층이 합금화 용융 아연 도금층인 것을 특징으로 하는 도금 강판.